【正文】 V 直接過渡到T91或TP304 ,由此造成了一些較低溫度段的G102 均由T91 替代,導(dǎo)致鍋爐制造成本大幅增加。 材料, T23 鋼相當(dāng)于G102 ,它是吸取了G102 的Mo 、W 復(fù)合固溶強(qiáng)化和微量元素析出的優(yōu)點(diǎn),在T22 的基礎(chǔ)上改型發(fā)展起來的。 SA213T23鋼管在鍋爐的應(yīng)用SA213T23具有良好的焊接性、優(yōu)良的韌性、充分高的蠕變強(qiáng)度和不需要焊后熱處理等特點(diǎn)。傳統(tǒng)的鐵素體貝氏體鋼如ASTM A213T12（13CrMo44）和ASTM A213T22（10CrMo910）沒有足夠的蠕變斷裂強(qiáng)度，用在超臨界鍋爐的膜式水冷壁，這些鋼（剛好在膜式水冷壁焊接后）熱影響區(qū)的最大硬度必須通過焊后熱處理才能減小到30HV以下。鍋爐的水冷壁大多是膜式壁，由于鍋爐容量增大，為了提高效率，希望增大受熱面積，為此需要減小管徑，這樣就使水冷壁變成為更大更薄的結(jié)構(gòu)。對這樣大而薄的平面形構(gòu)件實(shí)施熱處理不僅難度很大，而且構(gòu)件在受熱后極易產(chǎn)生扭曲變形，且這種扭曲變形是極難矯正的。另外因SA213T23有較好的高溫性能，所以也見用于鍋爐末級過熱器管的制造，如鎮(zhèn)江發(fā)電有限公司＃6機(jī)組末級過熱器冷段就設(shè)計(jì)使用SA213T23材料。為此各國投入大量人力、物力、財(cái)力研究耐熱合金鋼管，特別低合金耐熱鋼管。在9Cr鋼以上，T91材料開發(fā)最成功，20多年來已廣泛地用于鍋爐受熱面高溫段，在600℃左右取代SA213TP304H(以下稱TP304H)不銹鋼，是一種很好的過渡材料，目前其母材和焊材已相當(dāng)成熟，NF61HCM12A鋼是為替代T91用于更高溫度條件而開發(fā)的鋼種，目前也已納入ASME規(guī)范的0ODE CASE中，分別為ASME code case 2179，ASME code case 2180擬定牌號(hào)為SA213T911和SA213T122，不久的將來必將納入ASME規(guī)范中。日本住友公司根據(jù)微量合金化理論，以彌補(bǔ)T22強(qiáng)度的不足，現(xiàn)在這種材料已經(jīng)納入ASME 的code case 21991，擬定牌號(hào)為SA213T23，日本牌號(hào)為STB Ⅲ1。在我國鍋爐高溫受熱面材料中，鋼102的強(qiáng)度和使用溫度處在12CrlMoV和不銹鋼之間，是一種良好的過渡材料，該鋼材在我國已使用近20年。那么在更高溫度和壓力下，12CrlMoV已不能滿足要求，我們將采用何種材料?雖然隨著我國鍋爐制造水平的提高，我們掌握了SA335P91材料(以下稱P91)的制造技術(shù)，其使用溫度600℃左右，但該材料制造難度很大。該分析旨在比較分析12CrlMoV、SA213T2SA213T2鋼102和T9l／P9l材料的各項(xiàng)性能指標(biāo)及其工藝性、焊接性，介紹SA213T23材料性能的同時(shí)，進(jìn)一步分析SA213T23材料在我國鍋爐產(chǎn)品上使用的可能性和運(yùn)用前景，為設(shè)計(jì)壁溫為580～600℃之間的鍋爐部件提供選材依據(jù)。該鋼是在ASME SA213T22鋼的基礎(chǔ)上，吸收我國鋼102的優(yōu)點(diǎn)研制而成。T23 鋼是1999年5月正式納入ASME code case 21991。規(guī)定鋼應(yīng)在高于1040℃正火并不低于73O℃ 回火狀態(tài)下使用。Forgings(鍛件)為SA182。此外，再添加少量的釩、鈮、氮和硼等微合金化元素。這樣成分的鋼再經(jīng)過相應(yīng)的成材加工和熱處理后，就可獲得綜合性能良好、能夠滿足制作USC鍋爐水冷壁要求的鋼材。因?yàn)榻档土撕剂亢碗s質(zhì)含量，使其焊接性大大提高，允許焊前不預(yù)熱，焊態(tài)下熱影響區(qū)的最高硬度也在350HV以下。T23鋼的正火溫度為1050～1080℃。T23鋼正火后的回火溫度為760～790℃。Mo元素能優(yōu)先溶于固溶體中，是鐵素體基體最重要的固溶強(qiáng)化元素，還可顯著提高鋼的再結(jié)晶溫度。當(dāng)V/C約為4時(shí)，持久強(qiáng)度最高，其原因也是V4C3大量沉淀于晶內(nèi)，顯著地提高了晶內(nèi)強(qiáng)度，使晶內(nèi)強(qiáng)度遠(yuǎn)大于晶界強(qiáng)度，但易形成晶界裂紋。Nb的作用同V類似，易形成細(xì)小、彌散、穩(wěn)定的Nb（C，N），使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，改善蠕變性能，但當(dāng)Nb（C，N）聚集時(shí)，蠕變抗力下降十分快。Nb（C，N）十分穩(wěn)定，淬火時(shí)的殘留第二相一般是Nb（C，N）。另外，鋼中加入少量強(qiáng)碳物形成元素V、Nb可阻止Cr、Mo等碳化物的形成，使其盡量溶于固溶體中，也增加了固溶強(qiáng)化 5重慶科技學(xué)院專科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能 作用。%以下（～%），目的是必要的碳含量主要起固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)，一部分碳原子將與釩、鈮、鈦?zhàn)饔梦龀鎏蓟?，在高溫變形階段抑制再結(jié)晶，在較低溫區(qū)起析出強(qiáng)化作用。② 鋼的碳含量很低，滲碳體生成很少，因此鋼中得到的貝氏體一般無法區(qū)分上、下貝氏體。③ 鋼的碳含量很低，可焊性極佳，一般不用預(yù)熱處理和焊后熱處理。② 鋼中硅與硼聯(lián)合起作用，會(huì)進(jìn)一步抑制貝氏體轉(zhuǎn)變前的鐵素體生成，同時(shí)，加入硅后可使鈮碳化物高溫應(yīng)變誘導(dǎo)析出加速，再結(jié)晶停止溫度升高，有利于進(jìn)一步細(xì)化相轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。在熱變形后，這類化合物在奧氏體中會(huì)通過應(yīng)變誘導(dǎo)在位錯(cuò)線上析出，由于尺寸效應(yīng)，都趨向于偏聚到晶界區(qū)，從而明顯地阻礙變形后再結(jié)晶晶界的運(yùn)動(dòng)。 其它元素的控制鋼中的硫、%%左右，以改善材料的塑性與韌性。鋼中的錳起固溶強(qiáng)化作用，并阻礙先共析鐵素體的析出。T23鋼的空冷貝氏體淬透性很好，并且抗回火性也很好，因此可以獲得回火粒狀貝氏體組織。對該鋼來說，由于有較好的導(dǎo)熱性和優(yōu)良的塑性，正火冷卻的速率則應(yīng)保證得到的是貝氏體而不有珠光體及馬氏體等分解產(chǎn)物。其中四個(gè)熱處理的參量正火加熱溫度、正火加熱時(shí)間、回火加熱溫度、回火加熱時(shí)間則采用單因素比較試驗(yàn)法和正交試驗(yàn)法取不同的水平進(jìn)行優(yōu)選，二者互為佐證。日本的藤田利夫等人曾研究過淬火溫度對剛持久強(qiáng)度的影響，表明高的淬火溫度通常具有高的持久強(qiáng)度。材料的性能與材料內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)有著密切的關(guān)系。一般地說，奧氏體化溫度高，晶粒尺寸就大，同時(shí)影響固溶強(qiáng)化和析出硬化的合金元素的固溶量。CrWMo鋼600℃持久強(qiáng)度隨奧氏體晶粒尺寸增大而增加，但當(dāng)奧氏體晶粒度超過6級后，則持久強(qiáng)度開始下降或達(dá)到飽和值。低合金耐熱鋼隨著晶粒尺寸增大到某一范圍時(shí)，鋼的熱強(qiáng)性提高，而持久塑性和沖擊韌性降低，鋼的缺口敏感性增加。當(dāng)奧氏體化溫度偏低時(shí)，存在許多沿原奧氏體晶界分布的較粗大未溶碳化物，因這些未溶碳化物與基體金屬的熱膨脹系數(shù)不同，所以在急冷時(shí)，在這些粒子的周圍產(chǎn)生位錯(cuò)，而析出物在這種原因引起的位錯(cuò)上優(yōu)先析出。所以，奧氏體化溫度低時(shí)，持久強(qiáng)度低。 回火工藝的影響回火的目的是為了消除內(nèi)應(yīng)力提高韌性，同時(shí)，使在回火過程中合金元素在a固溶體中和析出的細(xì)小碳化物之間合理分配，合金元素的作用能夠得到更好的發(fā)揮。 SA213T23鋼管的組織和性能 試驗(yàn)材料及方法試驗(yàn)所用T23鋼管試樣由東方鍋爐提供，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：%、%、%、%、%、%、B %、N %、%、Si %、%、S %、P %。選取在550 ℃經(jīng)70 h、1176 h、5115 h、10150 h和13255 h蠕變斷裂的試樣。在HD945光學(xué)洛氏維氏硬度計(jì)上測定其硬度，在Nikon EPIPHOT 300金相顯微鏡，S570掃描電子顯微鏡(SEM)和JEM200CX 透射電子顯微鏡(TEM)下觀察其組織?？梢姡瑴囟葹?50 ℃和600 ℃時(shí)，隨蠕變斷裂時(shí)間的延長，T23鋼的持久強(qiáng)度緩慢下降；650 ℃時(shí)，持久強(qiáng)度下降很快。 不同試驗(yàn)溫度下國產(chǎn)T23鋼的持久強(qiáng)度(a)和硬度(b) 供應(yīng)狀態(tài)下T23鋼的顯微組織2) 顯微組織① 供應(yīng)狀態(tài)供應(yīng)狀態(tài)下國產(chǎn)T23鋼的組織為粒狀貝氏體，貝氏體鐵素體基體上有許多小島狀物質(zhì)。同時(shí)，有大量細(xì)小的第二相彌散分布在晶界和晶內(nèi)[(b)]，經(jīng)衍射斑點(diǎn)分析為MX型 8重慶科技學(xué)院?？粕厴I(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能碳氮化物。TEM 觀察結(jié)果表明，貝氏體鐵素體基體中的小島在550℃蠕變10150 h后才很難保持板條馬氏體特征，而在650℃蠕變279h后，貝氏體鐵素體基體就發(fā)生了回復(fù)和再結(jié)晶，開始出現(xiàn)少量亞晶，同時(shí)，小島上的板條馬氏體明顯寬化，并且在有些區(qū)域出現(xiàn)了回復(fù)，位錯(cuò)密度明顯下降。衍射斑點(diǎn)分析結(jié)果表明，有少量的M6C生成。在長時(shí)間蠕變過程中，固溶于鋼中的鎢含量比較高，而且鎢的固溶強(qiáng)化效果比鉬強(qiáng)，因而“加鎢減鉬”是有效提高國產(chǎn)T23鋼固溶強(qiáng)化效果的重要原因。蠕變初期，粗化不太明顯的M23C6碳化物也具有一定的析出強(qiáng)化作用，少量的硼也有一定的強(qiáng)化作用。高溫下，隨著蠕變斷裂時(shí)間的延長，國產(chǎn)T23鋼的強(qiáng)度和硬度逐漸下降，這主要與蠕變過程中組織演變有關(guān)。因此，在晶界附近的碳、鉻、鉬以及鎢等合金元素逐漸貧化，而在晶界上直接堆積了相當(dāng)厚的一層碳化物 。同時(shí)，粗大的M23C6 型碳化物加速了空洞形成及裂紋發(fā)展，加速了鋼的斷裂?？傊琓23鋼高溫蠕變后性能下降的主要原因是：回復(fù)及再結(jié)晶導(dǎo)致位錯(cuò)強(qiáng)化作用減弱；M23C6粗化和聚集致使析出強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化作用減弱。M23C6碳化物的粗化、貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)及再結(jié)晶對持久強(qiáng)度、硬度的影響。 M 寬化指小島中的馬氏體板條寬化(a)550℃ ； (b)600℃ ； (c)650℃ 蠕變斷裂試驗(yàn)中國產(chǎn)T23鋼的性能變化及其主要影響因素蠕變斷裂溫度為600℃[(b)]，蠕變斷裂時(shí)間少于730h時(shí)，小島中的板條馬氏體僅略微寬化，致使性能下降的主要原因還是M23C6碳化物的粗化。當(dāng)蠕變斷裂時(shí)間超過1929h時(shí)，M23C6 繼續(xù)粗化的程度不明顯，此時(shí)對性能下降起主導(dǎo)作用的因素是貝氏體鐵素體基體和小島中板條馬氏體的回復(fù)及再結(jié)晶。當(dāng)蠕變斷裂時(shí)間少于279 h時(shí)，致使性 11重慶科技學(xué)院專科生畢業(yè)設(shè)計(jì) 2 SA213T23鋼管的綜合性能能下降的主要原因仍